JPH0372025A - 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0372025A JPH0372025A JP20701589A JP20701589A JPH0372025A JP H0372025 A JPH0372025 A JP H0372025A JP 20701589 A JP20701589 A JP 20701589A JP 20701589 A JP20701589 A JP 20701589A JP H0372025 A JPH0372025 A JP H0372025A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関す
る。
高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関す
る。
一方向性電磁鋼板は、軟磁性材料として主にトランスそ
の他の電気機器の磁芯材料として使用され、磁気特性と
して、励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。
の他の電気機器の磁芯材料として使用され、磁気特性と
して、励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない。
磁気特性の優れた電磁鋼板を得るには、磁化容易軸であ
る<001 >軸が、圧延方向に高度に揃うことが必要
である。その他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被
膜等が、磁気特性に大きく影響する。
る<001 >軸が、圧延方向に高度に揃うことが必要
である。その他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被
膜等が、磁気特性に大きく影響する。
電磁鋼板の方向性は、AIN、 MnSをインヒビター
として機能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによっ
て大きく向上し、現在、磁束密度が理論値の96%程度
のものまで製造されるようになって来ている。
として機能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによっ
て大きく向上し、現在、磁束密度が理論値の96%程度
のものまで製造されるようになって来ている。
一方、近年、エネルギー価格の高騰を反映してトランス
メーカーは、省エネルギー型トランス用素材として、低
鉄損磁性材料への指向を一段と強めている。
メーカーは、省エネルギー型トランス用素材として、低
鉄損磁性材料への指向を一段と強めている。
低鉄損磁性材料として、アモルファス合金や6.5%S
i合金といった高Si材の開発も進められているが、ト
ランス用の材料としては、価格、加工性等の点で難点が
ある。
i合金といった高Si材の開発も進められているが、ト
ランス用の材料としては、価格、加工性等の点で難点が
ある。
他方、電磁鋼板の鉄損には、Si含有量の他に板厚が大
きく影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると
、鉄損が低下することが知られている。
きく影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると
、鉄損が低下することが知られている。
本発明者等は、先に、特開昭58−217630号公報
において、酸可溶性Aj!、N、Snを含有する珪素鋼
スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷
延法により、薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造す
る方法を開示した。この方法により、鉄損の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板、就中、板厚0.225
m / m迄の薄手材が、安価に工業生産できるように
なり、これを用いたトランスの低鉄損化を通して、時代
の課題である省エネ化に貢献できた。
において、酸可溶性Aj!、N、Snを含有する珪素鋼
スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷
延法により、薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造す
る方法を開示した。この方法により、鉄損の優れた薄手
高磁束密度一方向性電磁鋼板、就中、板厚0.225
m / m迄の薄手材が、安価に工業生産できるように
なり、これを用いたトランスの低鉄損化を通して、時代
の課題である省エネ化に貢献できた。
しかるに、その後、省エネ化に対する時代の要請は、−
段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板の
一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚0
.225 m/m材より更に鉄損の低い、板厚0.17
5 m/m以下の薄手高磁束密度一方向性電磁調板の安
価で、且つ、安定した製造方法の確立が緊急の課題にな
ってきた。
段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板の
一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚0
.225 m/m材より更に鉄損の低い、板厚0.17
5 m/m以下の薄手高磁束密度一方向性電磁調板の安
価で、且つ、安定した製造方法の確立が緊急の課題にな
ってきた。
特開昭58−217630号公報に開示した方法により
0.175 m/m 、 0.150 m/m材の製造
は可能であるが、板厚が、0.175 m/m以下の場
合、上記公報の第8表および第11表に示すごとく、二
次再結晶が完全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が
低く、製品磁気特性のレベル及び安定性の点で問題があ
る事が判明した。
0.175 m/m 、 0.150 m/m材の製造
は可能であるが、板厚が、0.175 m/m以下の場
合、上記公報の第8表および第11表に示すごとく、二
次再結晶が完全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が
低く、製品磁気特性のレベル及び安定性の点で問題があ
る事が判明した。
本発明は、酸可溶性Aj!、N、Snを含有する急冷凝
固による薄鋳片を出発材料とし、薄鋳片焼鈍を伴う強圧
下一段冷延法により、板厚0.12〜0.17m/mに
冷延された製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向
性電磁鋼板を安定して製造する方法を目指すものである
。
固による薄鋳片を出発材料とし、薄鋳片焼鈍を伴う強圧
下一段冷延法により、板厚0.12〜0.17m/mに
冷延された製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向
性電磁鋼板を安定して製造する方法を目指すものである
。
本発明の特徴とするところは、酸可溶性Af 。
N、Snを含有する急冷凝固による薄鋳片を出発材料と
し、薄鋳片焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚0
.12〜0.17m/mに冷延された薄手一方向性電磁
鋼板を製造する方法において、薄鋳片の含有するNと酸
可溶性Affiについて、N : 0.0050〜0.
0100%、酸可溶性Al : ((27/14)
×N(%) +0.0035}〜{(27/14) ×
N (%)+0.01001%とし、且つ、冷延圧下率
が85〜92%となる薄鋳片厚とし、且つ、薄鋳片中の
Na5A I N含有量を0.0005〜0.0020
%に制御する急冷凝固を行うことにより、二次再結晶が
完全で、製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板の安定製造を可能とする。
し、薄鋳片焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚0
.12〜0.17m/mに冷延された薄手一方向性電磁
鋼板を製造する方法において、薄鋳片の含有するNと酸
可溶性Affiについて、N : 0.0050〜0.
0100%、酸可溶性Al : ((27/14)
×N(%) +0.0035}〜{(27/14) ×
N (%)+0.01001%とし、且つ、冷延圧下率
が85〜92%となる薄鋳片厚とし、且つ、薄鋳片中の
Na5A I N含有量を0.0005〜0.0020
%に制御する急冷凝固を行うことにより、二次再結晶が
完全で、製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板の安定製造を可能とする。
[作 用]
以下に本発明に至った経緯を実験結果に基づいて説明す
る。
る。
(実験I)
C: 0.080%、S i : 3.25%、Mn
:0.075%、S : 0.025%、Sn
:0.13%、N : 0.0040〜0.0120%
、酸可溶性Al 70.0100−0.0500%、残
部:実質的にFeからなる1、4m/m厚の多数の薄鋳
片を急冷凝固法によりつくった。この場合、鋳込後12
50〜500℃間の平均冷却速度は100″C/秒とし
、その後大気中に放冷した。薄鋳片の含有するNa5A
i Nは0.0010−0.0012%であった。薄
鋳片を1100℃で30秒間焼鈍し、次いで35℃/秒
で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し、板厚0.15
m/m迄冷延した0次いで、75%H,,25%N2、
露点65℃の雰囲気中で、850℃で150秒間の脱炭
焼鈍を行った0次いで、マグネシャパウダーを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、85%Hz、15%N2雰囲
気中で、25℃/時間の昇温速度でI200℃まで加熱
し、次いでHt雰囲気中で、1200℃で20時間均熱
した後冷却し、焼鈍分離剤を除去し、張力コーティング
を行って製品を得た。製品の磁束密度B8、 鉄損W15150を測定した。次いで、コーティングお
よびグラス被膜を除去して、マクロ組織を観察した。薄
鋳片のN、酸可溶性Al含有量と、二次再結晶状況、B
8、W15150の関係を、各々、第1図、第2図、第
3図に示す。
:0.075%、S : 0.025%、Sn
:0.13%、N : 0.0040〜0.0120%
、酸可溶性Al 70.0100−0.0500%、残
部:実質的にFeからなる1、4m/m厚の多数の薄鋳
片を急冷凝固法によりつくった。この場合、鋳込後12
50〜500℃間の平均冷却速度は100″C/秒とし
、その後大気中に放冷した。薄鋳片の含有するNa5A
i Nは0.0010−0.0012%であった。薄
鋳片を1100℃で30秒間焼鈍し、次いで35℃/秒
で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し、板厚0.15
m/m迄冷延した0次いで、75%H,,25%N2、
露点65℃の雰囲気中で、850℃で150秒間の脱炭
焼鈍を行った0次いで、マグネシャパウダーを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、85%Hz、15%N2雰囲
気中で、25℃/時間の昇温速度でI200℃まで加熱
し、次いでHt雰囲気中で、1200℃で20時間均熱
した後冷却し、焼鈍分離剤を除去し、張力コーティング
を行って製品を得た。製品の磁束密度B8、 鉄損W15150を測定した。次いで、コーティングお
よびグラス被膜を除去して、マクロ組織を観察した。薄
鋳片のN、酸可溶性Al含有量と、二次再結晶状況、B
8、W15150の関係を、各々、第1図、第2図、第
3図に示す。
第1図において、横軸はN含有量であり、縦軸は酸可溶
性AII有量である。二次再結晶状況をO1Δ、×の符
号で示す。同図における、直線ab。
性AII有量である。二次再結晶状況をO1Δ、×の符
号で示す。同図における、直線ab。
be 、 cd 、 daで囲まれる領域で、二次再結
晶が完全であった。直線abは次式で表わされる。
晶が完全であった。直線abは次式で表わされる。
直線ab:酸可溶性AI (%)
= (27/14) ×N (%) +0.0100
(%)すなわち、N : 0.0050〜0.0120
%で、酸可溶性An :0.0100〜((27/14
) xN (%) +0.0100}%のときに、二次
再結晶が完全であることが明らかになった。
(%)すなわち、N : 0.0050〜0.0120
%で、酸可溶性An :0.0100〜((27/14
) xN (%) +0.0100}%のときに、二次
再結晶が完全であることが明らかになった。
第2図において、横軸はN含有量であり、縦軸は酸可溶
性Afi含有量である、B8の値を○、Δ。
性Afi含有量である、B8の値を○、Δ。
×の符号で示す。同図における、直線ab 、 bc
、 cd 。
、 cd 。
daで囲まれる領域で、良好なり8が得られた。
直線ab 、 cdは、各々、次式で表わされる。
直線ab:酸可溶性AN (%)
= (27/14) ×N (%) +0.0100
(%)直線cd:酸可溶性Al (%) = (27/14) ×N (%) +0.0035
C%)すなわち、N : 0.0050−0.0100
%で、酸可溶性Al : ((27/14) ×N
(%) +0.0035) 〜((27/14) ×N
(%) +0.0100}%のときに、良好なり8が
得られることが明らかになった。
(%)直線cd:酸可溶性Al (%) = (27/14) ×N (%) +0.0035
C%)すなわち、N : 0.0050−0.0100
%で、酸可溶性Al : ((27/14) ×N
(%) +0.0035) 〜((27/14) ×N
(%) +0.0100}%のときに、良好なり8が
得られることが明らかになった。
第3図において、横軸はN含有量であり、縦軸は酸可溶
性AA含有量である。W15150の値を○。
性AA含有量である。W15150の値を○。
Δ、×の符号で示す。同図における、直線ab 、 b
c 。
c 。
cd 、 daで囲まれる領域で、良好なW 1515
0が得られた。
0が得られた。
直線ab 、 cdは、各々、次式で表わされる。
直線ab:酸可溶性Al (%)
= (27/14) ×N (%) +0.0100
C%)直線cd:酸可溶性Al (%) = (27/14) ×N (%) +0.0035
(%)すなわち、N : 0.0050〜0.0100
%で、酸可溶性Al : ((27/14) ×N
(%) +0.0035) 〜((27/14) ×N
(%) +0.0100}%のときに良好なW151
5Qが得られることが明らかになった。
C%)直線cd:酸可溶性Al (%) = (27/14) ×N (%) +0.0035
(%)すなわち、N : 0.0050〜0.0100
%で、酸可溶性Al : ((27/14) ×N
(%) +0.0035) 〜((27/14) ×N
(%) +0.0100}%のときに良好なW151
5Qが得られることが明らかになった。
第1図、第2図、第3図の結果から、N:0.0050
〜0.0100%で、酸可溶性1! : ((27/
14)×N(%) +0.0035}〜{(27/14
) ×N (%)+0.0100}%のときに二次再結
晶が完全で、B8゜W15150共良好な製品が得られ
ることが明らかになった。
〜0.0100%で、酸可溶性1! : ((27/
14)×N(%) +0.0035}〜{(27/14
) ×N (%)+0.0100}%のときに二次再結
晶が完全で、B8゜W15150共良好な製品が得られ
ることが明らかになった。
二次再結晶が完全であるにもかかわらず、W15150
が不良の領域では、B8が低くなっている。
が不良の領域では、B8が低くなっている。
すなわち、低A1.、高Nサイドでは、二次再結晶は安
定であるが、方向性が劣り、良好な鉄損値が得られにく
い傾向を示している。
定であるが、方向性が劣り、良好な鉄損値が得られにく
い傾向を示している。
ここに、(27/14) ×N (%)は、鋼に含有す
るNがすべてAl,Nとなる場合に必要なAl含有量に
相当する。AINを主インヒビターとして活用する末法
において、製品の磁束密度、鉄損値を左右する二次再結
晶現象が、(27/14) ×N (%)をベースとす
る酸可溶性Al含有量により強い影響を受けているもの
と理解される。
るNがすべてAl,Nとなる場合に必要なAl含有量に
相当する。AINを主インヒビターとして活用する末法
において、製品の磁束密度、鉄損値を左右する二次再結
晶現象が、(27/14) ×N (%)をベースとす
る酸可溶性Al含有量により強い影響を受けているもの
と理解される。
(実験■)
C: 0.082%、S i : 3.25%、Mn
: 0.070%、S : 0.025%、Sn
:0.14%、N : 0.0085%、酸可溶性1!
:0.0240%、残部:実質的にFeからなる0、
75〜3.0m/m厚の多数の薄鋳片を急冷凝固法によ
りつくった。この場合、鋳込後の冷却条件を種々変更し
、薄鋳片のNa5A I Nの量をo、oooi〜0.
0036%迄変化させた。ここにAj2Nは、薄鋳片全
厚の分析値であり、分析方法は、臭素メタノール法を用
いた(本発明に関するAfNの分析はすべて臭素メタノ
ール法による)。これ等の薄鋳片を実験Iと同様な方法
で処理し、製品を得た。
: 0.070%、S : 0.025%、Sn
:0.14%、N : 0.0085%、酸可溶性1!
:0.0240%、残部:実質的にFeからなる0、
75〜3.0m/m厚の多数の薄鋳片を急冷凝固法によ
りつくった。この場合、鋳込後の冷却条件を種々変更し
、薄鋳片のNa5A I Nの量をo、oooi〜0.
0036%迄変化させた。ここにAj2Nは、薄鋳片全
厚の分析値であり、分析方法は、臭素メタノール法を用
いた(本発明に関するAfNの分析はすべて臭素メタノ
ール法による)。これ等の薄鋳片を実験Iと同様な方法
で処理し、製品を得た。
次いで、製品の磁束密度B8、鉄損W15150を測定
した。次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去し
て、マクロ組織を観察した。薄鋳片のNa5AffiN
、冷延圧下率と二次再結晶状況、B8゜W15150
の関係を各々、第4図、第5図、第6図に示す。
した。次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去し
て、マクロ組織を観察した。薄鋳片のNa5AffiN
、冷延圧下率と二次再結晶状況、B8゜W15150
の関係を各々、第4図、第5図、第6図に示す。
第4図において、横軸はNa5A I N含有量であり
、縦軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況を○。
、縦軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況を○。
△、×の符号で示す。同図における、直線ab 、 b
c 。
c 。
cd 、 daで囲まれる領域で、二次再結晶が完全で
あった。すなわち、Na5A 、72 N : 0.
0001〜0.0020%、冷延圧下率:80〜92%
のときに、二次再結晶が完全であることが明らかになっ
た。
あった。すなわち、Na5A 、72 N : 0.
0001〜0.0020%、冷延圧下率:80〜92%
のときに、二次再結晶が完全であることが明らかになっ
た。
第5図において、横軸はNa5A I N含有量であり
、縦軸は冷延圧下率である。B8の値を○、△、×の符
号で示す。同図における、ab 、 bc 、 cd
、 daで囲まれる領域で、良好なり8が得られた。す
なわち、Na5A I N : 0.0005〜0.
0020%、冷延圧下率:85〜92%のときに、良好
なり8が得られることが明らかになった。
、縦軸は冷延圧下率である。B8の値を○、△、×の符
号で示す。同図における、ab 、 bc 、 cd
、 daで囲まれる領域で、良好なり8が得られた。す
なわち、Na5A I N : 0.0005〜0.
0020%、冷延圧下率:85〜92%のときに、良好
なり8が得られることが明らかになった。
第6図において、横軸はNa5A 12 N含有量であ
り、縦軸は冷延圧下率である。W15150の値を○、
Δ×の符号で示す。同図における、ab 、 bc 、
cd 、 daで囲まれる領域で、良好なW 151
50が得られた。
り、縦軸は冷延圧下率である。W15150の値を○、
Δ×の符号で示す。同図における、ab 、 bc 、
cd 、 daで囲まれる領域で、良好なW 151
50が得られた。
すなわち、Na5A II N : 0.0005〜
0.0020%、冷延圧下率85〜92%のときに、良
好なW15150が得られることが明らかになった。
0.0020%、冷延圧下率85〜92%のときに、良
好なW15150が得られることが明らかになった。
第4図、第5図、第6図の結果から、NasAlN:0
.0005〜0.0020%、冷延圧下率:85〜92
%のとき二次再結晶が完全で、B 8 、 W1515
0共良好な製品が得られることが明らかになった。
.0005〜0.0020%、冷延圧下率:85〜92
%のとき二次再結晶が完全で、B 8 、 W1515
0共良好な製品が得られることが明らかになった。
二次再結晶が完全であるにもかかわらず、W15150
が不良の領域では、B8が低くなっている。
が不良の領域では、B8が低くなっている。
実験I、実験■の結果から、酸可溶性A1.N。
Snを含有する薄鋳片を出発材料とし、薄鋳片焼鈍を伴
う強圧下一段冷延法により、板厚0.12〜0.17m
/mに冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製造する方法
において、薄鋳片の含有するNと酸可溶性Alについて
N : 0.0050〜0.0100%、酸可溶性Al
: ((27/14) ×N (%) +o、00
35}〜{(27/14) ×N (%) +0.01
001%とし、且つ、冷延圧下率が85〜92%となる
薄鋳片厚とし、且つ、薄鋳片中のNa5A I! N含
有量を0.0005〜0.0020%に制御する急冷凝
固を行うことにより、二次再結晶が完全で、製品磁気特
性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造
が可能になることが明らかになった。
う強圧下一段冷延法により、板厚0.12〜0.17m
/mに冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製造する方法
において、薄鋳片の含有するNと酸可溶性Alについて
N : 0.0050〜0.0100%、酸可溶性Al
: ((27/14) ×N (%) +o、00
35}〜{(27/14) ×N (%) +0.01
001%とし、且つ、冷延圧下率が85〜92%となる
薄鋳片厚とし、且つ、薄鋳片中のNa5A I! N含
有量を0.0005〜0.0020%に制御する急冷凝
固を行うことにより、二次再結晶が完全で、製品磁気特
性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造
が可能になることが明らかになった。
薄鋳片中のNa5A i N含有量を0.0005〜0
.0020%に制御する急冷凝固を行うことにより、二
次再結晶が良好で、且つ、磁気特性の優れた製品が得ら
れる理由については、必ずしも明確ではない。
.0020%に制御する急冷凝固を行うことにより、二
次再結晶が良好で、且つ、磁気特性の優れた製品が得ら
れる理由については、必ずしも明確ではない。
冷延板厚0.17m/m以下の薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板を一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を
製造する場合、又は多段冷延法で製造する場合にくらべ
、薄鋳片焼鈍後の組織及び析出物の状況が製品特性に対
し、より強い影響を及ぼすことが考えられる。一方、薄
鋳片中のNa5A I N含有量は、薄鋳片焼鈍におけ
る鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を及ぼ
すことが考えられ、薄鋳片中のNa5A I N含有量
が、0.0005〜0.0020%の場合に、製品特性
に対して最も有利な薄鋳片焼鈍後の鋼板の性状が得られ
るものであろう。
電磁鋼板を一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を
製造する場合、又は多段冷延法で製造する場合にくらべ
、薄鋳片焼鈍後の組織及び析出物の状況が製品特性に対
し、より強い影響を及ぼすことが考えられる。一方、薄
鋳片中のNa5A I N含有量は、薄鋳片焼鈍におけ
る鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を及ぼ
すことが考えられ、薄鋳片中のNa5A I N含有量
が、0.0005〜0.0020%の場合に、製品特性
に対して最も有利な薄鋳片焼鈍後の鋼板の性状が得られ
るものであろう。
実験■、実験■で示す材料成分にCu又はsbの何れか
一方又は双方を添加した場合について、実験I、実験■
と同様の実験を行い同様の結果を得た。
一方又は双方を添加した場合について、実験I、実験■
と同様の実験を行い同様の結果を得た。
(実験■)
C: 0.083%、S i : 3.25%、Mn
:0.076%、S : 0.025%、Sn :
0.14%、N : 0.0085%、酸可溶性AA
:0.0235%、Cu :無添加および0.01〜0
.20%、残部:実質的にFeからなる1、4m/m厚
の多数の薄鋳片を急冷凝固法によりつくった。
:0.076%、S : 0.025%、Sn :
0.14%、N : 0.0085%、酸可溶性AA
:0.0235%、Cu :無添加および0.01〜0
.20%、残部:実質的にFeからなる1、4m/m厚
の多数の薄鋳片を急冷凝固法によりつくった。
この場合、鋳込後1250〜500 ’C間の平均冷速
は100’c/秒とした。薄鋳片焼鈍以降工程を実験I
と同様の方法で処理し、製品を得た。Cu含有量と鉄損
の関係を第7図に示す。第7図から明らかな如く、Cu
:0.03〜0.08%の範囲で鉄損特性の向上が
認められた。
は100’c/秒とした。薄鋳片焼鈍以降工程を実験I
と同様の方法で処理し、製品を得た。Cu含有量と鉄損
の関係を第7図に示す。第7図から明らかな如く、Cu
:0.03〜0.08%の範囲で鉄損特性の向上が
認められた。
C: 0.080%、S t : 3.23%、Mn
: 0.075%、S:0.025%、Sn :0
.13%、N : 0.0085%、酸可溶性Al:0
.0230%、Sb :無添加および0.001〜0.
050%、残部:実質的にFeからなる1、4m/m厚
の多数の薄鋳片を急冷凝固法によりつくった。この場合
、鋳込後1250〜500℃間の平均冷速は100℃/
秒とした。薄鋳片焼鈍以降工程を実験■と同様の方法で
処理し、製品を得た。sb含有量と鉄損の関係を第8図
に示す、第8図から明らかな如く、Sb :0.00
5〜0.035%の範囲で鉄損特性の向上が認められた
。
: 0.075%、S:0.025%、Sn :0
.13%、N : 0.0085%、酸可溶性Al:0
.0230%、Sb :無添加および0.001〜0.
050%、残部:実質的にFeからなる1、4m/m厚
の多数の薄鋳片を急冷凝固法によりつくった。この場合
、鋳込後1250〜500℃間の平均冷速は100℃/
秒とした。薄鋳片焼鈍以降工程を実験■と同様の方法で
処理し、製品を得た。sb含有量と鉄損の関係を第8図
に示す、第8図から明らかな如く、Sb :0.00
5〜0.035%の範囲で鉄損特性の向上が認められた
。
次に、本発明における、薄鋳片の成分及び製造工程の処
理条件の限定理由について述べる。
理条件の限定理由について述べる。
Cは、0.060〜0.120%が好ましい。0.06
0%未満、あるいは、0.120%を超えると、二次再
結晶が不安定になる。
0%未満、あるいは、0.120%を超えると、二次再
結晶が不安定になる。
Siは、2゜9〜4.5%が好ましい。2.9未満では
良好な(低い)鉄損が得られず、4.5%を超えると、
加工性(冷間圧延のし易さ)が劣化する。
良好な(低い)鉄損が得られず、4.5%を超えると、
加工性(冷間圧延のし易さ)が劣化する。
Mnは、0.050〜0.090%が好ましい。0.0
50%未満、あるいは、0.090%を超えると、二次
再結晶が不安定になる。
50%未満、あるいは、0.090%を超えると、二次
再結晶が不安定になる。
S又はSeの何れか一方か又は双方は、0.020〜0
.060%が好ましい。0.020%未満では、二次再
結晶が不安定となり、0.060%を超えると、鉄損が
不良になる。
.060%が好ましい。0.020%未満では、二次再
結晶が不安定となり、0.060%を超えると、鉄損が
不良になる。
Snは0.05〜0.25%が好ましい。0.05%未
満では、二次再結晶が不安定となり、0.25%を超え
ると、加工性が劣化する。
満では、二次再結晶が不安定となり、0.25%を超え
ると、加工性が劣化する。
薄鋳片の厚みは、0.2〜10m/mが好ましい。
0、2 m / m未満あるいは10m/mを超えると
良好な磁気特性が得られない。
良好な磁気特性が得られない。
薄鋳片を1030−1200℃で10分間以内焼鈍する
ことが好ましい。1030℃未満では、良好な製品磁気
特性が得られず、1200’Cを超えると、二次再結晶
が不安定になる。10分間を超えて焼鈍しても製品特性
の向上は期待できず、経済的に不利である。
ことが好ましい。1030℃未満では、良好な製品磁気
特性が得られず、1200’Cを超えると、二次再結晶
が不安定になる。10分間を超えて焼鈍しても製品特性
の向上は期待できず、経済的に不利である。
焼鈍後200 ’C迄を10℃/秒〜60℃/秒で冷却
することが好ましい。lO℃/秒未満では、良好な製品
磁気特性が得られず、60℃/秒を超えると、二次再結
晶が不安定となる。一段冷延法は、二段冷延法より製造
コストが著しく易く、好ましい。冷延後の板厚は0.1
2〜0.17m/ mが好ましい。0.12m/m未満
では、二次再結晶が不安定になり安(,0,17m/m
を超えると期待する鉄損値が得られない、なお、冷間圧
延の途中で、200〜300″Cで1〜5分間保定する
ことは製品磁気特性の向上に有効である。高温仕上焼鈍
の昇温途中少くとも1000℃迄、窒素を含む雰囲気を
用いることが好ましい。
することが好ましい。lO℃/秒未満では、良好な製品
磁気特性が得られず、60℃/秒を超えると、二次再結
晶が不安定となる。一段冷延法は、二段冷延法より製造
コストが著しく易く、好ましい。冷延後の板厚は0.1
2〜0.17m/ mが好ましい。0.12m/m未満
では、二次再結晶が不安定になり安(,0,17m/m
を超えると期待する鉄損値が得られない、なお、冷間圧
延の途中で、200〜300″Cで1〜5分間保定する
ことは製品磁気特性の向上に有効である。高温仕上焼鈍
の昇温途中少くとも1000℃迄、窒素を含む雰囲気を
用いることが好ましい。
窒素を含まない場合、二次再結晶が不安定になる。
C: o、oso%、S i : 3.25%、Mn
:0.076%、S:無添加、0.015.0.0
25%、Se :無添加、0.015 .0.025%
、Sn :0.13%、N : 0.0045 。
:0.076%、S:無添加、0.015.0.0
25%、Se :無添加、0.015 .0.025%
、Sn :0.13%、N : 0.0045 。
0.0085 、0.0110%、酸可溶性Al :o
、otso。
、otso。
0.0170 、0.0230 、0.0260 、0
.0300%、Cu :無添加、0.07%、sb無添
加、0.020%、残部:実質的にFeからなる0、9
2 、1.00 、1.31 、2.43m / m厚
の多数の薄鋳片を急冷凝固法によりつくった。
.0300%、Cu :無添加、0.07%、sb無添
加、0.020%、残部:実質的にFeからなる0、9
2 、1.00 、1.31 、2.43m / m厚
の多数の薄鋳片を急冷凝固法によりつくった。
この場合、鋳込後の冷却条件を種々変更した。薄鋳片の
Na5A j2 N含有量は0.0002〜0.003
5%であった。
Na5A j2 N含有量は0.0002〜0.003
5%であった。
薄鋳片を1120℃で60秒間焼鈍し、次いで約35℃
/秒で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し板厚0.1
2m/mと0.17m/mに冷延した。次いで、75%
N2.25%N2、露点65℃の雰囲気中で、850℃
で150秒間の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシャ
パウダーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、85%H
z、ts%N!雰囲気中で、25℃/時間の昇温速度で
1200″Cまで加熱し、次いでHz雰囲気中で、12
00℃で20時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を除去
し、張力コーティングを行って製品を得た。
/秒で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し板厚0.1
2m/mと0.17m/mに冷延した。次いで、75%
N2.25%N2、露点65℃の雰囲気中で、850℃
で150秒間の脱炭焼鈍を行った。次いで、マグネシャ
パウダーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、85%H
z、ts%N!雰囲気中で、25℃/時間の昇温速度で
1200″Cまで加熱し、次いでHz雰囲気中で、12
00℃で20時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を除去
し、張力コーティングを行って製品を得た。
製品の磁束密度B8、鉄損W15150を測定した。
次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マ
クロ組織を観察した。その結果を第1表に示す。第1表
がら明らかなように、薄鋳片のN、酸可溶性Al 、
Na5AlN含有量及び冷延圧下率が本発明の条件であ
るときのみ、二次再結晶が完全で、B 8 、 W15
150共優れた製品が得られた。
クロ組織を観察した。その結果を第1表に示す。第1表
がら明らかなように、薄鋳片のN、酸可溶性Al 、
Na5AlN含有量及び冷延圧下率が本発明の条件であ
るときのみ、二次再結晶が完全で、B 8 、 W15
150共優れた製品が得られた。
れた。
會また、Cu、Sbの含有量が本発明領域にあるとき、
更に優れた製品特性が得られた。
更に優れた製品特性が得られた。
この発明は、以上述べたように構成したから、酸可溶性
AA、N、Snを含有する急冷凝固による薄鋳片を出発
材料とし、薄鋳片焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、
板厚0.12〜0.17m/mに冷延された薄手一方向
検電feLa板を製造する方法において、二次再結晶が
完全で、製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板が安定して製造できるようになった。
AA、N、Snを含有する急冷凝固による薄鋳片を出発
材料とし、薄鋳片焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、
板厚0.12〜0.17m/mに冷延された薄手一方向
検電feLa板を製造する方法において、二次再結晶が
完全で、製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性
電磁鋼板が安定して製造できるようになった。
第1図は、薄鋳片のN含有量(横軸)及び酸可溶性AJ
含有量(縦軸)と二次再結晶状況(0゜×等で表示)の
関係を示す図である。 第2図は、薄鋳片のN含有量(横軸)及び酸可溶性AI
含有量(縦軸)と製品の磁束密度B8(○、×等で表示
)の関係を示す図である。 第3図は、薄鋳片のN含有量(横軸)及び酸可溶性AE
含含有(縦軸)と製品の鉄損W15150(○、×等で
表示)の関係を示す図である。 第4図は、薄鋳片のNa5A I N含有量(横軸)及
び冷延圧下率(縦軸)と二次再結晶状況(○、×等で表
示)の関係を示す図である。 第5図は、薄鋳片のNa5A I N(横軸)含有量及
び冷延圧下率(縦軸)と製品の磁束密度B8(○。 ×等で表示)の関係を示す図である。 第6図は、薄鋳片のNa5A RN(横軸)及び冷延圧
下率(@i軸)と製品の鉄1員W15150 (○、X
等で表示〕の関係を示す図である。 第7図は、薄鋳片のCu含有量(横軸)とCu添加によ
る製品の鉄損WI5150の変化量(縦軸)の関係を示
す図である。 第8図は、薄鋳片のsb含有量(横軸)とsb添加によ
る製品の鉄損W15150の変化量(縦軸)の関係を示
す図である。 N含有量(%) 第 図 N含有量(%) Cu含有量(%) 第 図 第8 図 手 続 補 正 書(自発) 平底2年 月乙 日
含有量(縦軸)と二次再結晶状況(0゜×等で表示)の
関係を示す図である。 第2図は、薄鋳片のN含有量(横軸)及び酸可溶性AI
含有量(縦軸)と製品の磁束密度B8(○、×等で表示
)の関係を示す図である。 第3図は、薄鋳片のN含有量(横軸)及び酸可溶性AE
含含有(縦軸)と製品の鉄損W15150(○、×等で
表示)の関係を示す図である。 第4図は、薄鋳片のNa5A I N含有量(横軸)及
び冷延圧下率(縦軸)と二次再結晶状況(○、×等で表
示)の関係を示す図である。 第5図は、薄鋳片のNa5A I N(横軸)含有量及
び冷延圧下率(縦軸)と製品の磁束密度B8(○。 ×等で表示)の関係を示す図である。 第6図は、薄鋳片のNa5A RN(横軸)及び冷延圧
下率(@i軸)と製品の鉄1員W15150 (○、X
等で表示〕の関係を示す図である。 第7図は、薄鋳片のCu含有量(横軸)とCu添加によ
る製品の鉄損WI5150の変化量(縦軸)の関係を示
す図である。 第8図は、薄鋳片のsb含有量(横軸)とsb添加によ
る製品の鉄損W15150の変化量(縦軸)の関係を示
す図である。 N含有量(%) 第 図 N含有量(%) Cu含有量(%) 第 図 第8 図 手 続 補 正 書(自発) 平底2年 月乙 日
Claims (2)
- (1)重量%でC:0.060〜0.120%、Si:
2.9〜4.5%、Mn:0.050〜0.090%、
S又はSeの何れか一方か又は双方:0.020〜0.
060%、Sn:0.05〜0.25%、残部:酸可溶
性Al,N,Feおよび不可避的不純物からなる急冷凝
固による0.2〜10m/m厚の薄鋳片を1030〜1
200℃の温度範囲で10分間以内焼鈍し、焼鈍後20
0℃迄を10℃/秒〜60℃/秒の冷却速度で冷却し、
次いで冷間圧延し、冷間圧延後の板厚を0.12〜0.
17m/mとし、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を
行い、マグネシヤパウダーを主とする焼鈍分離剤を塗布
し、昇温途中少くとも1000℃迄、窒素を含む雰囲気
を用いる高温仕上焼鈍を行い、張力コーティングを行う
薄手一方向性電磁鋼板の製造方法において薄鋳片の含有
するNと酸可溶性Alについて、N:0.0050〜0
.0100%、酸可溶性Al:{(27/14)×N(
%)+0.0035}〜{(27/14)×N(%)+
0.0100}%とし、且つ、冷延圧下率が85〜92
%となる薄鋳片厚とし、且つ、薄鋳片中のNasAlN
含有量を0.0005〜0.0020%に制御する急冷
凝固を行うことを特徴とする、一段冷延法による製品磁
気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造
方法。 - (2)重量%でC:0.060〜0.120%、Si:
2.9〜4.5%、Mn:0.050〜0.090%、
S又はSeの何れか一方か又は双方:0.020〜0.
060%、Sn:0.05〜0.25%、Cu:0.0
3〜0.08%又はSb:0.005〜0.035%の
何れか一方又は双方、残部:酸可溶性Al,N,Feお
よび不可避的不純物からなる急冷凝固による0.2〜1
0m/m厚の薄鋳片を1030〜1200℃の温度範囲
で10分間以内焼鈍し、焼鈍後200℃迄を10℃/秒
〜60℃/秒の冷却速度で冷却し、次いで冷間圧延し、
冷間圧延後の板厚を0.12〜0.17m/mとし、水
素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マグネシヤパ
ウダーを主とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中少くと
も1000℃迄、窒素を含む雰囲気を用いる高温仕上焼
鈍を行い、張力コーティングを行う薄手一方向性電磁鋼
板の製造方法において、薄鋳片の含有するNと酸可溶性
Alについて、N:0.0050〜0.0100%、酸
可溶性Al:{(27/14)×N(%)+0.003
5}〜{(27/14)×N(%)+0.0100}%
とし、且つ、冷延圧下率が85〜92%となる薄鋳片厚
とし、且つ、薄鋳片中のNasAlN含有量を0.00
05〜0.0020%に制御する急冷凝固を行うことを
特徴とする、一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄
手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20701589A JPH0372025A (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20701589A JPH0372025A (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0372025A true JPH0372025A (ja) | 1991-03-27 |
Family
ID=16532784
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20701589A Pending JPH0372025A (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0372025A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008539915A (ja) * | 2005-05-10 | 2008-11-20 | スポーツ アンド サポーツ リミテッド | コルセット |
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1989
- 1989-08-11 JP JP20701589A patent/JPH0372025A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2008539915A (ja) * | 2005-05-10 | 2008-11-20 | スポーツ アンド サポーツ リミテッド | コルセット |
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